I.3 Caractéristiques microstructurales des phases MAX
I.3.4 Dislocations
Comme les phases MAX sont des matériaux à maille hexagonale, il paraît oppor- tun de commencer cette partie par une revue non exhaustive des différents systèmes de glissement rencontrés dans ces matériaux.
I.3.4.1 Dans les métaux à maille hexagonale
Dans les matériaux à maille hexagonale, les plans les plus denses sont les plans de base (0 0 0 1) et les directions les plus denses sont &1 1 2 0' [37]. Les vecteurs du réseau les plus courts sont alors parallèles aux directions &1 1 2 0' générées par les trois axes þa des plans de base. Par conséquent il n’est pas surprenant que le système de glissement le plus rencontré soit (0 0 0 1)&1 1 2 0', où des dislocations de vecteurs de Burgers de type a (þb = 1
3&1 1 2 0') glissent dans les plans (0 0 0 1). Il
est intéressant de noter également que ces trois vecteurs de Burgers de type a peuvent réagir entre eux pour former des nœuds de réaction [37].
Dans le cas des métaux avec des rapports c/a faibles — Ti (c/a = 1, 59), Zr (c/a = 1, 59) et Be (c/a = 1, 57) — d’autres systèmes de glissement sont observés. Ils sont listés dans le tableau de la figureI.8. Des observations faites par Anderson
et al. sur le Ti [40] et par Rapperport et al. sur le Zr [41] ont montré que la contrainte critique de cisaillement dans les plans prismatiques {1 0 1 0} est inférieure à celle projetée dans les plans de base (0 0 0 1). Le Be, quant à lui, se déforme tout aussi bien par l’activation des plans (0 0 0 1), mais également des plans {1 0 1 0}, {1 0 1 4}, {1 0 1 3} et {1 0 1 2} [42,43]. Tous ces glissement se font dans une direction dense &1 1 2 0'. Les raisons expliquant la préférence du Zr et du Ti dans l’activation de systèmes hors plans de base ne sont pas encore bien comprises. En dépit de cela, il apparaît que les métaux à c/a faible (Ti, Zr et Be) ont tendance à sélectionner les directions de glissement selon lesquelles les vecteurs de Burgers sont les plus courts i.e. suivant &1 1 2 0'.
En ce qui concerne les métaux à c/a élevé — Cd (c/a = 1, 89), Mg (c/a = 1, 62) et Zn (c/a = 1, 86) — l’activation du système {1 0 1 1}&1 2 1 0' a été rapportée dans des échantillons déformés à haute température [44]. D’autres expériences ont
Direction Plan Élément Nombres de modes cristallographique indépendants
a
Plan de base (0 0 0 1)&1 1 2 0' 2 Prismatique {1 1 0 0}&1 1 2 0' 2 Pyramidal {1 0 1 l}&1 1 2 0' 4
a+ c Pyramidal {h k i l}&1 1 2 3' 5
c Prismatique {1 1 0 0}[0 0 0 1]† 2
c Prismatique {1 1 2 0}[0 0 0 1]† 2
Figure I.8 –Systèmes de glissement dans les hexagonaux ;†: systèmes de glissement théo-
riques obtenus à partir du critère de la contrainte de cisaillement projetée [38,39].
également montré que l’activation de systèmes hors plans de base était possible quand ces métaux étaient contraints de telle sorte que la contrainte de cisaillement dans les plans de base soit très faible [45]. En appliquant une contrainte (tension ou compression) parallèle aux plans de base du Mg ou du Zn, le glissement dans les plans {1 0 1 0} et {1 0 1 1} a été observé [46]. Là encore, il se produit suivant une direction dense de type a. À des températures élevées, le Zn est connu pour se déformer via l’activation du système {1 0 1 1}&1 2 1 0' [47], mais en revanche à faible température, le système {1 1 2 2}&1 1 2 3' est activé [48, 49]. Il est à noter que cette direction de glissement n’est pas dense et est du type a + c. Le Cd est également
observé se déformer via {1 1 2 2}&1 1 2 3' [50]. Il est intéressant de remarquer que dans ce système de glissement, la norme du vecteur de Burgers est au moins deux fois supérieure à celle d’un vecteur de Burgers du type a [48]. Le système {1 1 2 2}&1 1 2 3' possède également une contrainte critique projetée de cisaillement plus faible que celles des autres plans de glissement hors plans de base à faible température [49–51]. D’autres exemples de systèmes de glissement hors plans de base pour les métaux hexagonaux sont présentés dans la référence [39].
I.3.4.2 Cas des phases MAX
Malgré le peu d’observations expérimentales dans la bibliographie, il est admis que les phases MAX se déforment via le mouvement de dislocations. Ces dernières sont observées et semblent glisser uniquement dans les plans de base [52]. En se basant sur le critère de Frank, faisant appel à la minimisation de l’énergie d’une dislocation dans une structure hexagonale à c/a très élevé (c/a > 3), Barsoum et
al. proposent alors que seules les dislocations situées dans les plans de base existent
et participent à la déformation [52]. Ces « dislocations basales » sont mobiles, même à des températures inférieures à 77 K. Des analyses en microscopie électronique en transmission [31, 53] et en haute résolution [31] sur le Ti3SiC2 ont montré qu’elles
étaient parfaites et mixtes avec un vecteur de Burgers du type þb = 1
3&1 1 2 0'. Les
observations montrent également qu’elles s’arrangent en empilement (dans le même plan de base, cf. figureI.9) ou en mur (perpendiculairement sur des plans de bases successifs cf. figure I.9).
Un mur de dislocations possède une composante d’inclinaison (tilt) et une autre de torsion (twist)2 [54]. Pour les prendre en compte, il peut être vu comme un
assemblage parallèle de dislocations parfaites mixtes s’empilant alternativement avec d’autres dislocations de vecteur de Burgers différent (cf. figure I.10). Ces derniers sont orientés d’un angle de 120 ° les uns par rapport aux autres. L’excès d’un type de dislocations est responsable de la composante de torsion.
Figure I.10 – Micrographie d’un mur de dislocations dans le Ti4AlN3. L’observation de
deux contrastes différents suggère que ce mur est constitué de deux types de dislocations avec deux vecteurs de Burgers différents. Ces derniers n’ont pas été déterminés [35].
À l’heure actuelle et contrairement à ce qui est observé dans les autres matériaux, aucune réaction entre dislocations n’a été rapportée dans les phases MAX. Forts de ce constat, Barsoum et al. postulent que les dislocations basales glissent sur de grandes distances sans interaction, ne produisant ainsi aucun durcissement [22,52]. Néanmoins, la connaissance des dislocations dans les phases MAX est encore imparfaite, puisque certaines études [31,35,55] mentionnent l’existence de disloca-
tions hors plan de base et indiquent que le rôle d’autres défauts, comme les défauts d’empilement, peut être considéré. Par ailleurs, à notre connaissance, aucune étude détaillée des dislocations dans des échantillons de phases MAX déformés en tempé- rature n’a été rapportée.